邱友權，袁林，單德彬

（哈爾濱工業(yè)大學材料科學與工程學院，哈爾濱 150001）

鎂合金是目前所使用的最輕的金屬結構材料，具有高比強度、高比剛度、優(yōu)良的機械加工性能和良好的電磁屏蔽性能等優(yōu)點，被稱之為“21世紀最具發(fā)展?jié)摿Φ木G色工程材料”［1—4］。不過，鎂合金為密排六方結構，滑移系少，在室溫下塑性變形能力差［5］。由于鎂合金具有良好的鑄造性能，大多數(shù)鎂合金產品都是通過鑄造方法制造出來的，這大大限制了鎂合金在關鍵受力構件方面的應用。近年來，隨著航天航空領域對于輕量化需求的不斷增加，鎂合金塑性加工技術成為鎂合金加工領域的主要研究方向之一。在所有的變形鎂合金中，由于Mg-Al-Zn系鎂合金價格較為便宜，該系合金又具有較高的強度、良好的塑性和韌性，是使用非常廣泛的變形鎂合金之一。

熱鍛、熱擠壓和熱軋制是有效提高鎂合金成形能力的手段。在這些熱變形過程中，會同時伴隨著加工硬化、動態(tài)回復（DRV）和動態(tài)再結晶（DRX）過程，變形過程發(fā)生DRX會使得晶粒細化，變形抗力降低，有利于后續(xù)的加工成形［6］。鎂合金的層錯能較低，在250℃以上時易發(fā)生動態(tài)再結晶，獲得的產品具有較高的強度和良好的塑性和機械加工性能［6—7］。制定合理的熱加工工藝對于變形鎂合金的性能有著較大的影響。本文主要通過構建鑄態(tài)AZ80A鎂合金熱加工圖，研究其高溫變形行為，實現(xiàn)AZ80A鎂合金組織結構和熱加工性能的優(yōu)化。

1 試驗

1.1 試驗材料

試驗采用的材料牌號為AZ80A鎂合金，鑄態(tài)坯料由中南大學提供。表1為經(jīng)X射線熒光光譜分析（XRF）獲得的AZ80A鎂合金化學成分。

表1AZ80A合金的化學（質量分數(shù)，%）Table 1 Chemical composition of AZ80A magnesium alloy

材料的原始組織如圖1所示。圖1中大塊的晶粒為先共晶的α-Mg，在先共晶的α-Mg固溶體邊界上白色具有黑色輪廓的相是在非平衡凝固過程中產生的Mg17Al12共晶組織（圖1a）。在共晶組織附近的呈黑色的部分組織為層片狀組織，這些組織是α-Mg固溶體在冷卻過程中析出的二次Mg17Al12相（圖1b）。

將實驗鑄態(tài)材料在355℃，保溫12 h條件下進行了均勻化處理，材料均勻化后微觀組織如圖2所示。鑄態(tài)組織原來存在的較多共晶組織和成分偏析，經(jīng)均勻化處理后，均得到了減弱和消除。

圖1 AZ80A鑄態(tài)材料原始組織Fig.1 Optical micrographs of original structure of as-cast AZ80A

圖2 AZ80A鑄態(tài)材料均勻化后組織Fig.2 Optical micrographs of homogenized structure of as-cast AZ80A

1.2 試驗方案

沿AZ80A鎂合金鑄態(tài)坯料的軸向取試樣，加工成直徑為8 mm，高度為12 mm的圓柱狀試樣，并在低溫電阻爐中按照上述條件進行均勻化處理。在Instron5500R熱模擬試驗機上進行高溫壓縮試驗，試樣兩端均勻涂以石墨潤滑劑，以減小摩擦對實驗結果的影響。變形溫度分別選擇為270，300，330，350，380，410 ℃;應變速率為 0.001，0.01，0.1，0.5 s-1。試樣采用電阻加熱，加熱到預定溫度后，保溫3 min，以使試樣內部溫度均勻。變形過程由計算機控制并自動采集數(shù)據(jù)。

2 試驗結果及討論

2.1 高溫壓縮流動應力應變曲線分析

圖3所示為鑄態(tài)AZ80A鎂合金在不同變形溫度和應變速率下的真應力-真應變曲線?？梢钥闯觯谧冃伍_始階段，存在明顯的加工硬化，應力隨著應變的增加很快增大到峰值應力。當變形溫度為270℃和300℃時，真應力-真應變曲線在加工硬化階段出現(xiàn)了拐點，其斜率有所減小，這是新的滑移系開動產生的結果。隨著溫度升高和應變速率減小，拐點逐漸消失。在達到峰值應力階段之后，隨著應變的增加，應力在峰值保持較短的時間后，逐漸下降。這是由于材料動態(tài)再結晶的軟化效應大于加工硬化的強化效應，導致這一階段在整體上表現(xiàn)出應變軟化。當材料變形溫度在270℃和300℃，應變速率較高時，由于溫度較低，動態(tài)再結晶的時間很短暫，軟化效應很弱，材料在達到峰值應力后，很快就發(fā)生了斷裂。隨著應變進一步增加，流變應力基本不隨應變的增加而發(fā)生變化或者略有下降，該階段就是穩(wěn)態(tài)流動階段。此時動態(tài)再結晶引起的軟化和加工硬化二者達到了動態(tài)平衡，就產生了穩(wěn)態(tài)流變應力。其他條件相同的情況下，變形溫度的降低和應變速率的增大都使得加工硬化加劇，峰值應力和與其對應的應變也隨之增大，而且動態(tài)再結晶的臨界應變值變大，即材料在低溫時動態(tài)再結晶發(fā)生很慢;與之相反，在高溫低應變速率時動態(tài)再結晶發(fā)生很快。

圖3 不同溫度下鑄態(tài)鎂合金的真應力-真應變曲線Fig.3 The true stress-true strain curves of as-cast AZ80A magnesium alloy at different temperatures

2.2 本構方程建立

鎂合金的應力、應變速率和溫度之間有很明顯的相互作用。鎂合金的塑性變形大部分都在較高的溫度下進行，鎂合金的熱變形過程是一個熱激活的過程，該過程的一個主要特點就是變形過程受熱激活過程控制，并遵循Arrehenius公式:

Tegart和 Sellars［8］利用 Arrehenius 公式推導出了雙曲正弦函數(shù)關系（式2），該關系式包含了變形激活能Q和變形溫度T，是對Arrehenius公式的修正。

在所有的應力下:

式中:ε為應變速率;n為應力指數(shù);α，A為材料常數(shù);σ為材料的峰值應力或指定應變時材料的流變應力，文中為峰值應力;R為氣體常數(shù);T為熱力學溫度;Q為變形激活能。

為了能夠求得方程中的未知參數(shù)，對公式（2）進行簡化。

在低應力水平下:

在高應力水平下:

對式（3）和（4）兩邊分別取自然對數(shù)，可以得到:

式中:n1為應力指數(shù);β，A1，A2分別為材料常數(shù)（α為應力水平參數(shù)，α=β/n1）。

式（5）和（6）表明n1為ln和ln σ關系曲線的斜率，而β為ln和σ關系曲線的斜率。如圖4和圖5所示，對每組曲線進行擬合，求得了n1和β的平均值，根據(jù)公式α=β/n1可以計算該材料應力參數(shù) α=0.009 958。

圖4ln-ln σ的關系曲線Fig.4 Relationship between ln and ln σ

圖5ln-σ的關系曲線Fig.5 Relationship between ln and σ

假定變形激活能Q跟溫度T不相關，對式（2）兩邊取自然對數(shù)，當溫度為常數(shù)時可以得到:

圖6ln與ln［sinh（ασ］關系曲線Fig.6 Relationship between ln and ln［sinh（ασ］

式中:m為應變速率敏感因子，m=1/n=0.15。

圖7 ln［sinh（ασ］與1/T的擬合曲線Fig.7 Relationship between ln［sinh（ασ］and 1/T

從式（10）可以看出，ln［sinh（ασ］與1/T成線性關系，將不同變形條件下的應力值代入式（10），對二者進行線性回歸，繪制出相應的ln［sinh（ασ］-1/T曲線（見圖7）。由圖7可知，在應變速率相同的情況下，流變應力的ln［sinh（ασ］和1/T之間是滿足線性關系的。擬合后直線的斜率的平均值為3.67。

對式（2）兩邊取自然對數(shù)并求偏微分，可以得到AZ80A鎂合金激活能Q的表達關系式，即:

應變速率和溫度之間的關系常用Z（Zener-Hollomon）參數(shù)表示，該參數(shù)是由Zener和Hollomon綜合了應變速率和溫度的影響后得到的。

Z參數(shù)的表達式如下:

對公式（12）兩邊取自然對數(shù)，得到:

將曲線的變形條件和變形激活能Q代入式（13）中，則可以得到 lnZ的值，利用 lnZ和ln［sinh（ασ）］關系作圖，結果如圖8所示。從圖8中可以看出兩者成直線關系，相關系數(shù)達到98.3%。因此，利用雙曲正弦函數(shù)來描述AZ80A鎂合金高溫壓縮變形行為是合適的。

圖8 ln Z 和 ln［sinh（ασ）］的關系Fig.8 Relationship between lnZ and ln［sinh（ασ）］

聯(lián)立式（12）和式（13），可得以下關系:

對式（14）兩邊取自然對數(shù)，得:

由式（15）可以看出，n為 lnZ-ln［sinh（ασ］所構成直線的斜率，lnA為擬合后直線的截距，lnA=34.86，A=1.37×1015，則建立的本構方程為:

2.3 熱加工圖

熱加工圖是由功率耗散圖與失穩(wěn)圖疊加構成的，其基礎是動態(tài)材料模型。其中材料微觀組織的變化利用功率耗散系數(shù)η來表示，η與另外一個與應變速率和溫度有關的參數(shù)m有關，其表達式如下:

式中:m為應變速率敏感因子。

不同溫度和不同應變速率下獲得的功率耗系數(shù)的等高線圖就構成了功率耗散圖，功率耗散系數(shù)的不同，用于微觀組織變化的能量就不同，導致其微觀組織會產生差異。連續(xù)失穩(wěn)判據(jù)［9—10］是 Prasad等學者根據(jù)Ziegler的研究提出的。失穩(wěn)判據(jù)如下:

其物理意義為，當外加熵的速率大于系統(tǒng)產生熵的速率，系統(tǒng)就會產生局部流動失穩(wěn)現(xiàn)象。ξ（）隨應變速率和溫度變化就構成了失穩(wěn)圖。其中失穩(wěn)區(qū)域的微觀現(xiàn)象是局部流動失穩(wěn)、絕熱剪切帶和機械孿晶等。

圖9所示為應變?yōu)棣?0.3和ε=0.6時的熱加工圖。圖中等高線的數(shù)字代表功率耗散的大小，根據(jù)Prasad的流變失穩(wěn)理論，在ξ（）＜0的區(qū)域為流變失穩(wěn)區(qū)。利用ξ＞0（空白處）、-1≤ξ≤0（單向條紋陰影區(qū)）和ξ≤-1（雙向條紋陰影區(qū)）將加工圖分為3個區(qū)域，其中ξ＞0為發(fā)生協(xié)調變形的區(qū)域;ξ≤-1區(qū)域為一定發(fā)生流變失穩(wěn)，-1≤ξ≤0為亞失穩(wěn)流變區(qū)，距離ξ≤-1越近的位置發(fā)生流變失穩(wěn)的概率越大。

ε=0.3時的失穩(wěn)區(qū)集中在270～300℃，高應變速率的情況下，270℃至330℃且應變速率大于0.01 s-1時為亞失穩(wěn)區(qū)，動態(tài)回復區(qū)域為270～330℃和0.1～0.5 s-1的區(qū)域和270℃，0.001～0.01 s-1的區(qū)域。動態(tài)再結晶區(qū)域出現(xiàn)在300～410℃和0.001～0.01 s-1區(qū)域內，在410℃和0.001 s-1處塑性變形功率耗散峰值達42%，但是此時應變速率較慢。因此，當ε=0.3時最佳加工工藝參數(shù)為330～380℃，應變速率在0.001～0.01 s-1之間。

ε=0.6時的失穩(wěn)區(qū)集中在高溫高應變速率和低溫低應變速率的情況下，亞失穩(wěn)區(qū)面積較大。動態(tài)回復為270～300℃，0.1～0.5 s-1的區(qū)域。動態(tài)再結晶域為300～410℃和應變速率在0.001～0.1 s-1的區(qū)域內進行。對壓縮后組織進行觀察得到失穩(wěn)后組織如圖10a所示，動態(tài)再結晶組織如圖10b所示。從330℃開始出現(xiàn)了較為明顯的再結晶晶粒，最大功率耗散系數(shù)出現(xiàn)在410℃和0.001 s-1時，但在410℃可加工的區(qū)域僅限于較低的應變速率。因此，最佳的工藝參數(shù)范圍為330～380℃，應變速率在0.001～0.01 s-1之間，與應變ε=0.3時的最佳工藝參數(shù)相同。

圖9 不同應變量時繪制的熱加工圖Fig.9 Hot processing map of AZ80A at different strains

圖10 不同條件下的壓縮微觀組織Fig.10 Microstructure of the deformed AZ80A under different conditions

3 結論

研究了AZ80A鎂合金在270～410℃，應變速率在0.001～0.5 s-1之間的壓縮變形行為。從本構方程和對不同條件下熱加工圖的分析，得到了以下結論。

1）建立了AZ80A鎂合金熱變形本構方程:

2）變形溫度的降低和應變速率的增大都將使得加工硬化加劇，而且峰值應力和與其對應的應變也隨之增大，動態(tài)再結晶的臨界應變值變大，即表示材料在低溫時動態(tài)再結晶發(fā)生很慢，與之相反，在高溫低應變速率時動態(tài)再結晶發(fā)生很快。

3）ε=0.3時，動態(tài)回復區(qū)域為270～330℃和0.1～0.5 s-1的區(qū)域和270 ℃，0.001～0.01 s-1的區(qū)域。動態(tài)再結晶區(qū)域出現(xiàn)在300～410℃和0.001～0.01 s-1區(qū)域內。

4）ε=0.6時，動態(tài)回復區(qū)域為270～300℃，0.1～0.5 s-1的區(qū)域，動態(tài)再結晶區(qū)域為300～410℃，0.001 ～0.1 s-1的區(qū)域。

5）通過綜合分析熱加工圖，最佳的工藝參數(shù)范圍為330～380℃，應變速率在0.001～0.01 s-1之間。

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